WO2020130329A1 - 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2020130329A1
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나현택
김성일
배규열
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material that can be used for arms, frames, beams, brackets, reinforcing materials, etc. of chassis parts of automobiles, and more specifically, a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent moldability and manufacturing thereof How to do.
  • Patent Documents 1 to 3 With the goal of securing formability for high-strength steel sheets, a technique has been developed to secure excellent elongation by forming residual austenite in the tissue by the phenomenon of transformation induced plasticity (TRIP) (Patent Documents 1 to 3). The main contents of these technologies are to secure elongation by forming a coarse crystal form of retained austenite while being relatively coarse to a certain fraction of polygonal ferrite and high-angle grain boundaries in the microstructure.
  • TRIP transformation induced plasticity
  • Patent Document 4 a technique has been developed to simultaneously increase elongation and hole expandability by reducing the difference in phase hardness between residual austenite by increasing the fraction of low temperature ferrite and bainite in the steel sheet.
  • the above technique includes a method of rapidly cooling after rolling, and additional cooling equipment is inevitable, thereby limiting productivity, and strength in the coil, hole expansion, etc. due to rapid cooling immediately after rolling. There is a problem that it is not easy to secure physical properties uniformly.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 1994-145894
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2008-285748
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 10-2012-0049993
  • Patent Document 4 Japanese Patent Publication No. 2012-251201
  • One aspect of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having high strength and excellent elongation and hole expandability formability and a method for manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention in weight percent, C: 0.1 to 0.15%, Si: 2.0 to 3.0%, Mn: 0.8 to 1.5%, P: 0.001 to 0.05%, S: 0.001 to 0.01%, Al: 0.01 to 0.1 %, Cr: 0.7 ⁇ 1.7%, Mo: 0.0001 ⁇ 0.2%, Ti: 0.02 ⁇ 0.1%, Nb: 0.01 ⁇ 0.03%, B: 0.001 ⁇ 0.005%, V: 0.1 ⁇ 0.3%, N: 0.001 ⁇ 0.01% , The rest contains Fe and unavoidable impurities,
  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent formability of a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a product of tensile strength and elongation (TS ⁇ El) of 20,000 MPa% or more, and a product of tensile strength and hole expandability (TS ⁇ HER) of 30,000 MPa% or more.
  • TS tensile strength
  • TS ⁇ El product of tensile strength and elongation
  • TS ⁇ HER product of tensile strength and hole expandability
  • H ⁇ 194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
  • Another aspect of the present invention comprises the steps of heating the alloy composition and satisfying steel slabs satisfying the relations 1 and 2 to 1180 ⁇ 1300 °C;
  • Cooling at a cooling rate of 20 to 400°C/s to a temperature range of 500 to 600°C after the hot rolling;
  • Cooling (secondary cooling) to a temperature range of 350 to 500°C after the primary cooling
  • It relates to a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet excellent in formability, including.
  • T* T+225[C] 0.5 +17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41 ⁇ V]
  • T is the hot finish rolling temperature (FDT), and [element symbol] means the content (% by weight) of each element)
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has an advantage of having excellent strength and excellent moldability at the same time. Therefore, by using the hot-rolled steel sheet of the present invention, high-strength thinning of automobile chassis parts can be achieved.
  • TS ⁇ El tensile strength and elongation
  • TS ⁇ HER product of tensile strength and hole expandability
  • FIG. 3(a), (b), and (c) are schematic diagrams schematically showing the relationship between residual austenite of Example 14, Inventive Example 7, and Comparative Example 15 in the Examples, and precipitates in the proximity tissue.
  • the general metamorphic organic plastic (TRIP) steel is applied to automobile's own parts that require high ductility when parts are molded, and requires a thickness of 2.5 mmt or less due to the characteristics of the parts. For this reason, after hot rolling, cold rolling is performed, and then a structure is realized through a heat treatment process in an annealing process capable of controlling temperature and mailing speed relatively stably.
  • the thickness is usually in the range of 1.5 to 5 mmt, and in some cases, it may be thicker than this, and thus it may not be suitable to manufacture by cold rolling.
  • chassis parts and the like must not only secure ductility in manufacturing steel sheets, but also ensure excellent hole expandability, metallurgically retained austenite is appropriately formed, and it is also necessary to reduce the difference in hardness between phases with the base structure.
  • the present invention is designed to overcome the above technical difficulties, implement TRIP characteristics for hot rolled steel sheets, and secure excellent hole expandability.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention in weight percent, C: 0.1 to 0.15%, Si: 2.0 to 3.0%, Mn: 0.8 to 1.5%, P: 0.001 to 0.05%, S: 0.001 to 0.01%, Al: 0.01 to 0.1 %, Cr: 0.7 ⁇ 1.7%, Mo: 0.0001 ⁇ 0.2%, Ti: 0.02 ⁇ 0.1%, Nb: 0.01 ⁇ 0.03%, B: 0.001 ⁇ 0.005%, V: 0.1 ⁇ 0.3%, N: 0.001 ⁇ 0.01% , The rest contains Fe and unavoidable impurities.
  • the C strengthens the steel and is the most economical and effective element.
  • the bainite fraction is increased to increase the strength and facilitate the formation of residual austenite, which is advantageous for securing the elongation based on the metamorphic organic plastic effect.
  • the content is less than 0.1%, the fraction of bainite and retained austenite during cooling after hot rolling cannot be sufficiently secured, and formation of polygonal ferrite due to deterioration in hardenability is promoted, and if it exceeds 0.15%, the martensite fraction increases. Accordingly, there is a problem that excessive strength increases, weldability and formability are deteriorated. Therefore, the content of C is preferably 0.1 to 0.15%.
  • the Si is an element that deoxidizes the molten steel and contributes to an increase in strength through a solid solution strengthening effect. It also suppresses carbide formation in the tissue and facilitates the formation of residual austenite during cooling. However, if the content is less than 2.0%, the effect of suppressing carbide formation in the tissue and securing stability of residual austenite is reduced. On the other hand, when it exceeds 3.0%, ferrite transformation is excessively promoted, and the fraction of bainite and retained austenite in the tissue is rather reduced, making it difficult to secure sufficient properties. In addition, a red scale formed by Si is formed on the surface of the steel sheet, and the surface of the steel sheet is not only lowered, but also the weldability is lowered. Therefore, the Si content is preferably 2.0 to 3.0%.
  • the Mn is an element effective for solid solution strengthening of the steel like Si, and improves the hardenability of the steel to facilitate formation of bainite or residual austenite during cooling after hot rolling.
  • the content is less than 0.8%, the above effect due to the addition of Mn cannot be obtained, and if it exceeds 1.5%, the martensitic fraction is not only increased, but the segregation in the center of the thickness during slab casting in the performance process greatly develops moldability. There is a problem of inferiority. Therefore, the Mn content is preferably 0.8 to 1.5%.
  • the P is an impurity present in the steel, and when its content exceeds 0.05%, deteriorates ductility due to micro segregation and inferior impact properties of the steel. On the other hand, in order to manufacture less than 0.001%, it takes a lot of time and effort to operate steelmaking, which significantly reduces productivity. Therefore, the content of P is preferably 0.001 to 0.05%.
  • the S is an impurity present in the steel, and when its content exceeds 0.01%, it is combined with manganese and the like to form a non-metallic inclusion, thereby significantly deteriorating the toughness of the steel.
  • the content of S is preferably 0.001 to 0.01%.
  • the aluminum (preferably Sol.Al) is a component mainly added for deoxidation, and it is preferable to contain 0.01% or more in order to expect a sufficient deoxidation effect.
  • the content exceeds 0.1%, when it is excessive, AlN is formed in combination with nitrogen, so that slab corner cracks are likely to occur during continuous casting, and defects due to inclusion formation are likely to occur. It is preferred. Therefore, the Al content is preferably 0.01 to 0.1%.
  • the Cr solid solution strengthens the steel and, like Mn, delays the ferrite phase transformation upon cooling to help form bainite and retained austenite. In order to obtain such an effect, it is preferable that it is contained at least 0.7%. However, when it exceeds 1.7%, there is a problem that the elongation rate decreases rapidly due to an increase in the phase fraction of bainite and martensite that is more than necessary. Therefore, the content of Cr is preferably 0.7 to 1.7%.
  • the Mo increases the hardenability of the steel to facilitate bainite formation. To this end, it is preferable to contain 0.0001% or more. However, if the content is more than 0.2%, martensite is formed due to an increase in quenching property, resulting in rapid deterioration of moldability, and may be disadvantageous in terms of economics and weldability. Therefore, the Mo content is preferably 0.0001 to 0.2%.
  • the Ti is a representative precipitation strengthening element together with Nb and V, and forms a coarse TiN in the steel due to its strong affinity with N.
  • the TiN serves to suppress the grain growth during the heating process for hot rolling.
  • the Ti remaining after reacting with N is dissolved in steel to form a TiC precipitate by bonding with carbon, and the TiC precipitate serves to improve the strength of the steel.
  • it is preferable that the Ti is contained 0.02% or more.
  • the content of Ti is preferably 0.02 to 0.1%.
  • the Nb is a representative precipitation strengthening element together with Ti and V, and it precipitates during hot rolling to refine crystal grains through recrystallization delay to improve the strength and impact toughness of the steel.
  • the Nb is contained 0.01% or more.
  • the content of the Nb is preferably 0.01 to 0.03%.
  • the B is not only very effective in securing the hardenability of the steel, but when it is present in a solid solution state, it has the effect of stabilizing grain boundaries and improving the brittleness of steel in a low temperature region. In addition, it forms a BN together with the solid solution N to suppress coarse nitride formation. In order to obtain such an effect, it is preferable that it is included in 0.001% or more. However, if it exceeds 0.005%, the recrystallization behavior during hot rolling is delayed and the precipitation strengthening effect is reduced. Therefore, the content of B is preferably 0.001 to 0.005%.
  • V Vanadium (V): 0.1 ⁇ 0.3%
  • the V is a representative precipitation strengthening element together with Ti and Nb, and serves to improve the strength of the steel by forming a precipitate after winding. In order to obtain such an effect, it is preferable that it is contained 0.1% or more. However, when the amount exceeds 0.3%, coarse composite precipitates are formed, resulting in poor moldability and economical disadvantage. Therefore, the content of V is preferably 0.1 to 0.3%.
  • the N is a representative solid solution strengthening element together with carbon, and forms coarse precipitates with Ti, Al, and the like.
  • the solid solution strengthening effect of nitrogen is superior to that of carbon, but as the amount of nitrogen in the steel increases, toughness is significantly lowered, so it is preferably included in an amount of 0.01% or less.
  • the content of N is preferably 0.001 to 0.01%.
  • the rest contains Fe and impurities that are inevitably included.
  • alloy components that may be additionally included in addition to the above-described alloy components are not excluded.
  • the alloy composition in the hot-rolled steel sheet of the present invention satisfies the following [Relational Formula 1] and [Relational Formula 2].
  • H ⁇ 194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
  • H ⁇ is the effect of securing the stability of the retained austenite by the addition of C, Si, Mn, Cr, Mo, Nb, and V, which are hardenability enhancing elements, and the structure of the adjacent austenite by the addition of Mo, Ti, Nb, and V.
  • the effect of reducing the difference in hardness between phases due to the formation of precipitates in the interior is expressed in relation to the components.
  • H ⁇ is less than 20 in the relational expression 1
  • the hardenability effect is high to ensure the stability of the retained austenite, but the retained austenite is rapidly cured due to the thickening of excessive alloy components in the retained austenite grain. For this reason, the difference in hardness between the phases with the ferrite or bainite structure increases, and the hole expandability of the steel sheet may be inferior.
  • H ⁇ exceeds 50
  • the excessive austenite formation in the adjacent tissues may result in insufficient carbon content in the retained austenite, resulting in poor stability of the retained austenite, resulting in a problem of inferior elongation.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet of the present invention may include bainite as a base structure, an area fraction, 5 to 15% of ferrite, 5 to 20% of retained austenite, and other unavoidable structures of 10% or less.
  • the inevitable tissue may include martensite, island martensite (MA), and the like, and it is preferable that the sum of these does not exceed 10%. When it exceeds 10%, not only the elongation is inferior due to the decrease in the fraction of retained austenite, but also the hole expandability may be inferior due to the difference in phase hardness between ferrite and bainite structures.
  • the ferrite fraction When the ferrite fraction is less than 5%, most of the elongation of the steel sheet depends on the retained austenite, so it is difficult to secure the elongation at the level targeted by the present invention, and when it exceeds 15%, it is difficult to secure sufficient strength.
  • the residual austenite when the residual austenite is less than 5%, the fraction of excessive low-temperature transformation phase, such as martensite in the microstructure, increases, so it is easy to secure strength but is inferior in elongation.
  • the residual austenite fraction exceeds 20%, the stability is inferior to the carbon content in each residual austenite, and there is a problem in that ductility is deteriorated due to organic transformation with almost all martensite at the beginning of deformation.
  • the average hardness value of the ferrite is 200 Hv or more.
  • the hardness value is less than 200Hv, hole expandability may be deteriorated by a high phase-to-phase hardness difference between bainite and retained austenite.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet of the present invention preferably has a number of precipitates of 5 1010 n / ⁇ (1 ⁇ n ⁇ 3) in the ferrite located within 100 ⁇ m from the residual austenite grain boundaries and having a diameter of 5 nm or more. If the number of precipitates is less than the effective range, the effect of reducing the difference in phase hardness between the retained austenite and adjacent tissues is insufficient, and thus it is difficult to secure hole expandability. There is a problem in that strength and ductility deteriorate due to deterioration.
  • the type of the precipitate is not particularly limited, but may be carbide, nitride, or the like containing Mo, Ti, Nb, and V.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention preferably has a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more, a product of tensile strength and elongation (TS ⁇ El) of 20,000 MPa% or more, and a product of tensile strength and hole expandability (TS ⁇ HER) of 30,000 MPa% or more.
  • TS tensile strength
  • TS ⁇ El product of tensile strength and elongation
  • TS ⁇ HER product of tensile strength and hole expandability
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention can be manufactured through a process of heating-hot rolling-cooling-winding a steel slab that satisfies the above-described alloy composition.
  • each process will be described in detail.
  • the slab heating temperature is preferably 1180-1300°C.
  • the heated steel slab is hot rolled. It is preferable to start rolling the heated steel slab at a temperature range above the ferrite phase transformation start temperature (Ar3), and manage the hot finish rolling temperature to a temperature range satisfying the following [Relational Formula 3].
  • T* T+225[C] 0.5 +17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41[V]
  • T is the hot finish rolling temperature (FDT), and [element symbol] means the content (% by weight) of each element)
  • finishing temperature after rolling is less than the range of the relational formula 3, it is difficult to secure the target strength and formability by increasing the proportion of stretched ferrite while being relatively coarse. There is a problem in that formability is deteriorated from another viewpoint due to an increase in strength and scale surface defects due to formation of coarse structure.
  • the T* is an effective temperature range for suppressing the formation of coarse stretched ferrite by phase transformation in an abnormal region that may occur before or during rolling.
  • the alloy element that delays ferrite transformation such as C or Mn
  • the range increases, but Si, which promotes ferrite transformation, decreases the range when the content increases.
  • Mo and V have the result of increasing the hardenability during phase transformation, similar to C and Mn.However, the formation of bainite and residual austenite through the formation of carbide as an element that facilitates carbide formation through bonding with C By exhausting the necessary C, the physical properties suggested in the present invention cannot be secured.
  • the elongated coarse ferrite fraction is high, thereby lowering the uniformity of the bainite fraction and the distribution behavior of residual austenite, thereby deteriorating the moldability as well as the strength.
  • high-temperature heating is inevitable to secure a high rolling temperature, resulting in multiple scale defects, resulting in poor surface quality, and coarse structure formation, making it difficult to secure strength and formability. .
  • the hot-rolled steel sheet is cooled to a temperature range of 500 to 600°C at a cooling rate of 20 to 400°C/s (primary cooling).
  • primary cooling end temperature When the primary cooling end temperature is rapidly cooled to less than 500°C, the steel sheet may be rapidly cooled to the boiling transition temperature range, resulting in a problem of poor shape and material uniformity.
  • 600°C when it exceeds 600°C, the polygonal ferrite fraction is excessively increased, and thus it is not easy to secure sufficient strength and hole expandability.
  • the primary cooling rate exceeds 400° C./s, there is a limitation in facility operation, and the uniformity of shape and material may be deteriorated due to non-uniformity of ferrite and bainite transformation behavior due to excessive cooling rate.
  • the primary cooling rate is more preferably 70 ⁇ 400 °C / s.
  • the primary cooling in order to increase the effect of low-temperature ferrite formation and precipitation, if necessary, it may further include a step of ultra-low cooling at a cooling rate of 0.05 ⁇ 4.0 °C / s for a time of 12 seconds or less.
  • a step of ultra-low cooling at a cooling rate of 0.05 ⁇ 4.0 °C / s for a time of 12 seconds or less.
  • cooling is performed at a cooling rate of 0.5 to 70°C/s to a temperature range of 350 to 500°C (secondary cooling).
  • second cooling a cooling rate of 0.5 to 70°C/s to a temperature range of 350 to 500°C
  • an ultra slow cooling process may be included in the secondary cooling process.
  • the second cooling end temperature is less than 350°C, the fraction of martensite and MA phases is excessively increased, and when it exceeds 500°C, the phase fraction of bainite and residual austenite cannot be secured, and thus the present invention is 1180 MPa or more. In the tensile strength, elongation and hole expandability cannot be secured simultaneously.
  • the secondary cooling rate is less than 0.5°C/s, bainite and residual austenite are not sufficiently secured due to excessive ferrite formation, and thus strength is not easily secured and hole expandability due to a difference in hardness between phases may deteriorate.
  • the cooling rate exceeds 70°C/s, the bainite fraction increases and the ferrite and residual austenite fractions decrease, making it difficult to secure the elongation.
  • the secondary cooling rate is more preferably performed at 0.5 to 50°C/s.
  • the hot-rolled steel sheet in which the secondary cooling is completed at that temperature.
  • shape correction is easy during correction, but there is a problem in that surface roughness is deteriorated due to over-acidation during pickling.
  • a plating layer can be formed as needed.
  • the type and method of plating are not particularly limited. However, in order to suppress annealing of low-temperature transformation phases such as bainite and retained austenite during heat treatment of a steel sheet such as heating for plating, it is preferable to be less than 600°C.
  • microstructure was observed using a scanning electron microscope (SEM), and an area fraction was calculated using an image analyzer, and the results are shown in Table 3. Did.
  • the area fraction of the MA phase was measured using an optical microscope and SEM at the same time after etching by the LePera etching method.
  • the carbon content and the distribution of precipitates in the residual austenite (RA) and the residual austenite proximity structure were specified using a transmission electron microscope (TEM), and the number of precipitates was 500 nm 2 in both the inventive and comparative examples.
  • the average value of the precipitates having a diameter of 5 nm or more was calculated for an area and 10 regions.
  • HER hole expandability
  • For hole expandability (HER) prepare a square specimen of approximately 120 mm in width and height, and punch a hole with a diameter of 10 mm in the center of the specimen through punching, and then push up a burr and push up the cone to crack the circumference.
  • the diameter of the hole was calculated as a percentage of the minimum hole diameter (10 mm) until just before this occurred, and is shown in Table 3.
  • composition and manufacturing conditions of the present invention when the composition and manufacturing conditions of the present invention are satisfied, it has a high strength of 1180 MPa or more, and TS ⁇ El is 20,000 MPa% or more, and TS ⁇ HER is 30,000 MPa%, thereby ensuring excellent moldability. .
  • Figure 1 is a graph showing the distribution of TS ⁇ El and TS ⁇ HER of the invention examples and comparative examples. According to FIG. 1, it can be confirmed that in the case of the invention examples satisfying the conditions presented in the present invention, excellent physical properties are secured.
  • FIG. 3 schematically shows the residual austenite of Comparative Example 14, Inventive Example 7 and Comparative Example 15 and the precipitation formation behavior in the proximity tissue.
  • Fig. 3 (a) it can be seen that due to excessive bainite formation, precipitates in the residual austenite proximity structure are hardly formed.
  • (c) secondary cooling is not sufficient, excessive precipitates are formed in the adjacent austenite proximity structure, and the elongation is not sufficiently secured because the carbon content for securing the stability of the retained austenite is insufficient.

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Abstract

본 발명은 자동차의 샤시(chassis) 부품의 암(Arm)류, 프레임, 빔(beam), 브라켓, 보강재 등에 사용될 수 있는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 고강도 열연강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차의 샤시(chassis) 부품의 암(Arm)류, 프레임, 빔(beam), 브라켓, 보강재 등에 사용될 수 있는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 고강도 열연강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 내연기관 자동차 연비절감 및 전기 자동차내 배터리 무게에 의한 수송기관의 경량화 요구는 지속적으로 증가하고 있다. 이중 자동차 샤시 부품 또한 고강도화에 따른 박물화가 진행되고 있다. 상기 박물화에 의한 탑승자의 안정성 확보를 위해 현행까지 개발된 강판은 인장강도 기준으로 750MPa, 980MPa급 수준을 상회하여 1180MPa급의 고강도 강판에 대한 개발이 요구되고 있다. 그러나, 지금까지 개발된 기술을 기반으로 단순히 강도만을 증가시키는 경우에는 연신율, 구멍확장성 등 성형성이 열위해지는 문제가 발생한다.
고강도 강판에 대한 성형성 확보를 목표로 조직내 잔류 오스테나이트를 형성시켜 변태유기소성(Trnasformation Induced Plasticity, TRIP) 현상에 의해 우수한 연신율을 확보하는 기술이 개발되었다(특허문헌 1 내지 3). 이들 기술은 미세조직 내 일정분율의 폴리고날 페라이트와 고경각 입계에 상대적으로 조대하면서 등축정 형상의 잔류 오스테나이트를 형성시켜 연신율을 확보하는 것이 주요 내용이다.
그러나 잔류 오스테나이트는 부품 가공시 앞서 언급한 변태유기소성 현상에 의하여 마르텐사이트로 변태가 용이하여 폴리고날 페라이트와의 큰 경도 차이로 인해 샤시 부품 가공시 실제 성형성 모드에 가까운 버링성을 대변하는 구멍확장성이 현저히 저하되는 단점이 있다.
이를 극복하기 위해, 강판 내 저온 페라이트 및 베이나이트 분율을 증가시켜 잔류 오스테나이트와의 상간 경도차를 저감하여 연신율과 구멍확장성을 동시에 확보하는 기술이 개발되었다(특허문헌 4).
그러나 상기 기술은 폴리고날 페라이트 변태를 억제하기 위해서, 압연 후 급속 냉각하는 방법을 포함하여, 추가 냉각설비 장치가 불가피하여 생산성에 제약이 있으며, 압연 직후 급냉으로 인해 코일내 강도, 구멍확장성 등 여러 물성을 균일하게 확보하는 것이 용이하지 않은 문제가 있다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1994-145894호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2008-285748호
(특허문헌 3) 한국 공개특허공보 제10-2012-0049993호
(특허문헌 4) 일본 공개특허공보 제2012-251201호
본 발명의 일측면은 높은 강도를 가지면서, 동시에 연신율 및 구멍확장성의 성형성이 우수한 열연강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 않는다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 2.0~3.0%, Mn: 0.8~1.5%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.7~1.7%, Mo: 0.0001~0.2%, Ti: 0.02~0.1%, Nb: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, V: 0.1~0.3%, N: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족하며,
인장강도(TS)가 1180MPa 이상, 인장강도와 연신율이 곱(TSХEl)이 20,000MPa% 이상, 인장강도와 구멍확장성의 곱(TSХHER)이 30,000MPa% 이상인 성형성이 우수한 고강도 열연강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
20≤Hγ≤50
Hγ = 194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
(단, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
[관계식 2]
0.7≤a p≤3.5
a p = ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C] -1
(단, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
본 발명의 또다른 일태양은 상기 합금조성 및 관계식 1 및 2를 만족하는 만족하는 강 슬라브를 1180~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 Ar3 이상에서 열간 압연을 시작해서, 하기 [관계식 3]을 만족하는 조건에서 마무리 열간 압연하는 단계;
상기 열간 압연 후 500~600℃의 온도범위까지 20~400℃/s의 냉각속도로 냉각(1차 냉각)하는 단계;
상기 1차 냉각 후 350~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하는 단계; 및
상기 350~500℃의 온도에서 권취하는 단계
를 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 3]
900≤T*≤960
T* = T+225[C] 0.5+17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41{V]
(단, T는 열간 마무리 압연온도(FDT)이고, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
본 발명의 열연강판은 우수한 강도를 가지면서, 동시에 성형성이 우수하다는 장점이 있다. 따라서, 본 발명의 열연강판을 이용하여, 자동차 샤시 부품에 대한 고강도 박물화를 도모할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에서 발명예와 비교예의 인장강도와 연신율이 곱(TSХEl)과 인장강도와 구멍확장성의 곱(TSХHER)의 분포를 나타낸 그래프이다.
도 2의 (a) 및 (b)는 각각 실시예 중 발명예 7과 비교예 2의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 3의 (a), (b) 및 (c)는 각각 실시예 중 비교예 14, 발명예 7 및 비교예 15의 잔류 오스테나이트와 근접조직 내 석출물의 관계를 모식적으로 나타낸 모식도이다.
일반적인 변태유기소성(TRIP)강은 부품 성형시 높은 연성을 요구하는 자동차 자체 부품에 적용되고 있으며, 부품 특성상 2.5㎜t 수준 이하의 박물을 요구한다. 이 때문에 열간압연 후 냉간압연을 실시하고, 이후 비교적 안정적으로 온도 및 통판속도 제어가 가능한 소둔 공정에서 열처리 과정을 통해 조직을 구현한다. 그러나 본 발명과 같은 샤시 부품 등에 사용되는 경우에는 통상 두께가 1.5~5㎜t 범위이고, 경우에 따라서는 이보다 더 두꺼울 수 있어 냉간압연으로 제조하는 것이 적합하지 않은 경우가 있다. 또한, 샤시 부품 등은 강판 제조시 단순히 연성 확보뿐만 아니라, 우수한 구멍확장성도 확보되어야 하므로, 야금학적으로 잔류 오스테나이트가 적절히 형성되고, 기지조직과의 상간 경도차의 저감도 필요하다. 본 발명은 상기 기술적 어려움을 극복하고, 열연강판에 대해 TRIP 특성을 구현하고, 우수한 구멍확장성을 확보하기 위해 고안된 것이다.
이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명 열연강판의 합금조성에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명의 열연강판은 중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 2.0~3.0%, Mn: 0.8~1.5%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.7~1.7%, Mo: 0.0001~0.2%, Ti: 0.02~0.1%, Nb: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, V: 0.1~0.3%, N: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다.
탄소(C): 0.1~0.15 중량%(이하, %라 함)
상기 C는 강을 강화시키는데, 가장 경제적이며 효과적인 원소이다. 첨가량이 증가하면 베이나이트 분율을 증대시켜 강도를 증가시키고 잔류 오스테나이트 형성을 용이하게 하여 변태유기소성 효과 기반의 연신율 확보에도 유리하다. 그러나 그 함량이 0.1% 미만에서는 열간압연 후 냉각 중 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 분율을 충분히 확보할 수 없고, 경화능 저하에 따른 폴리고날 페라이트 형성이 조장되며, 0.15%를 초과하면 마르텐사이트 분율 증대에 따른 과도한 강도 상승과 용접성, 성형성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.1~0.15%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 2.0~3.0%
상기 Si은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과로 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, 조직내 탄화물 형성을 억제하고 냉각 중 잔류 오스테나이트 형성을 용이하게 한다. 그러나 그 함량이 2.0% 미만이면 조직내 탄화물 형성 억제 및 잔류 오스테나이트의 안정성 확보 효과가 적어지게 된다. 반면, 3.0%를 초과하면 페라이트 변태가 과도하게 촉진되어 조직 내 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 분율이 오히려 하락하게 되어 충분한 물성 확보가 용이하지 않게 된다. 또한, 강판의 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면이 저하될 뿐만 아니라, 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 2.0~3.0%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.8~1.5%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용강화 시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 향상시켜 열간압연 후 냉각 중 베이나이트 또는 잔류 오스테나이트의 형성을 용이하게 한다. 그러나 그 함량이 0.8% 미만이면 Mn 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 1.5%를 초과하면 마르텐사이트 분율을 증대시킬 뿐만 아니라 연주공정에서 슬라브 주조 시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되어 성형성이 열위해지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.8~1.5%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.001~0.05%
상기 P은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.05%를 초과하면 마이크로 편석에 의한 연성 저하 및 강의 충격특성을 열위하게 한다. 한편, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간과 노력이 많이 소요되어 생산성이 크게 저하된다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.001~0.05%인 것이 바람직하다.
황(S): 0.001~0.01%
상기 S은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하면 망간 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 반면, 0.001% 미만으로 관리하기 위해서는 제강 조업시 시간과 노력이 많이 소요되어 생산성이 크게 저하된다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
상기 알루미늄(바람직하게는 Sol.Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분으로, 충분한 탈산 효과를 기대하기 위해서는 0.01% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하여 과도할 경우에는 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연속 주조시 슬라브 코너 크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉬워 이를 방지하기 위해서는 0.1% 이하인 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.7~1.7%
상기 Cr은 강을 고용강화 시키며 Mn과 마찬가지로 냉각 시 페라이트 상변태를 지연시켜 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 형성을 돕는 역할을 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.7% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 1.7%를 초과하게 되면 필요 이상의 베이나이트와 마르텐사이트 상분율 증가로 연신율이 급격히 감소하는 문제점이 발생한다. 따라서, 상기 Cr의함량은 0.7~1.7%인 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.0001~0.2%
상기 Mo은 강의 경화능을 증가시켜 베이나이트 형성을 용이하게 한다. 이를 위해서는 0.0001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.2%를 초과하여 과다할 경우에는 소입성 증가로 마르텐사이트가 형성되어 성형성이 급격히 열화되며, 경제적 측면과 용접성 측면에서도 불리할 수 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.0001~0.2%인 것이 바람직하다.
타이타늄(Ti): 0.02~0.1%
상기 Ti은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N와의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. 상기 TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 역할을 한다. 한편, N와 반응하고 남은 Ti은 강중 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하며, 이러한 TiC 석출물은 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 기술적 효과를 얻기 위해서, 상기 Ti은 0.02% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 그 함량이 0.1%를 초과하여 과다할 경우에는 TiN 혹은 TiC 석출이 과다해서 강중에 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 형성을 위해 필요한 고용 C 함량이 급격히 하락할 수 있고, 석출물의 조대화로 인해 구멍확장성이 하락할 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.02~0.1%인 것이 바람직하다.
나이오븀(Nb): 0.01~0.03%
상기 Nb은 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소로서 열간압연 중 석출하여 재결정 지연을 통해 결정립을 미세화하여 강의 강도 및 충격인성을 개선하는 역할을 한다. 이러한 효과를 위해, 상기 Nb은 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 그 함량이 0.03%를 초과하여 과다할 경우에는 열간압연 중 강중 고용 C 함량을 급격히 감소시켜 충분한 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없게 되고, 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립이 형성되어 성형성을 열위하게 할 수 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.01~0.03%인 것이 바람직하다.
보론(B): 0.001~0.005%
상기 B은 강의 경화능 확보에 아주 효과적일 뿐만 아니라, 고용 상태로 존재할 경우, 결정립계를 안정시켜 저온역에서의 강의 취성을 개선하는 효과가 있다. 또한 고용 N과 함께 BN을 형성하여 조대한 질화물 형성을 억제하는 역할을 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 0.005%를 초과하여 과다할 경우, 열간압연 중 재결정 거동을 지연시키며 석출강화 효과가 감소된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.001~0.005%인 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.1~0.3%
상기 V은 Ti, Nb와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 권취 이후 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 0.3%를 초과하여 과다할 경우에는 조대한 복합 석출물이 형성되어 성형성이 열위해지고, 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.1~0.3%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.01%
상기 N는 탄소와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강중 질소량이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제가 있으므로, 0.01% 이하로 포함되는 것이 바람직하다. 한편, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업 시간이 많이 소요되어 생산성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
나머지는 Fe와 불가피하게 포함되는 불순물을 포함한다. 본 발명의 기술적 효과를 해치지 않는 범위에서, 상술한 합금성분 이외에 추가적으로 포함될 수 있는 합금성분을 배제하지 않는다.
본 발명 열연강판에 상기 합금조성은 하기 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
20≤Hγ≤50
Hγ = 194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
상기 관계식 1에서 [원소기호]는 각 합금성분의 함량(중량%)를 의미한다.
상기 관계식 1에서 Hγ는 경화능 강화 원소인 C, Si, Mn, Cr, Mo, Nb, V 첨가에 의한 잔류 오스테나이트 안정성 확보 효과와 Mo, Ti, Nb, V 첨가에 의한 잔류 오스테나이트 근접 조직 입내의 석출물 형성에 의한 상간 경도차 저감효과를 성분에 대한 관계식으로 표현한 것이다.
상기 관계식 1에서 Hγ가 20 미만이면, 경화능 효과가 높아 잔류 오스테나이트의 안정성이 확보되나, 잔류 오스테나이트 입내에 과도한 합금성분의 농화 현상으로 잔류 오스테나이트가 급격히 경화된다. 이 때문에, 페라이트 또는 베이나이트 조직과의 상간 경도차가 증가하여 강판의 구멍확장성이 열위해질 수 있다. 반면에, Hγ가 50을 초과하게 되면, 잔류 오스테나이트의 근접 조직에서의 과도한 석출물 형성으로 잔류 오스테나이트 내 탄소함량이 부족하여 잔류 오스테나이트의 안정성이 열위해져 연신율이 열위해지는 문제가 발생할 수 있다.
한편, 상기 [관계식 1]이외에, 잔류 오스테나이트 근접 조직 내 적정 분율의 석출물을 형성하기 위해서, 상기 [관계식 2]를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
0.7≤a p≤3.5
a p = ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C] -1
상기 관계식 2에서 [원소기호]는 각 합금성분의 함량(중량%)를 의미한다.
상기 a p의 값이 0.7 미만이면, 충분한 석출물이 잔류 오스테나이트 근접 조직에 형성될 수 없고, 3.5를 초과하게 되면, 과도한 석출로 앞서 언급한 잔류 오스테나이트의 안정성이 열위해지게 된다.
본 발명 열연강판의 미세조직은 베이나이트를 기지조직으로 하고, 면적 분율로, 페라이트 5~15%, 잔류 오스테나이트 5~20%를 포함하고, 기타 불가피한 조직 10% 이하로 포함될 수 있다. 상기 불가피한 조직은 마르텐사이트, 도상 마르텐사이트(MA) 등이 포함될 수 있고, 이들의 합이 10%를 넘지 않는 것이 바람직하다. 10%를 초과할 경우에는 잔류 오스테나이트의 분율 저하로 연신율이 열위해질 뿐만아니라, 페라이트 및 베이나이트 조직과의 상간 경도차에 의해 구멍확장성도 열위해질 수 있다.
상기 페라이트 분율이 5% 미만인 경우에는 강판의 연신율 대부분을 잔류 오스테나이트에 의존하게 되어 본 발명이 목표로 하는 수준의 연신율을 확보하기 어렵고, 15%를 초과하는 경우에는 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 한편, 상기 잔류 오스테나이트가 5% 미만일 경우에는 미세조직 내 마르텐사이트와 같은 과도한 저온 변태상 분율이 증가하여 강도 확보는 용이하나 연신율 측면에서 열위하게 된다. 이에 비해, 잔류 오스테나이트 분율이 20%를 초과하는 경우에는 각각의 잔류 오스테나이트 내 탄소 함유량 감소에 의한 안정성 열위로, 변형 초기에 거의 모두 마르텐사이트로 가공유기변태되어 연성이 저하되는 문제가 있다.
상기 페라이트의 평균 경도값은 200Hv 이상인 것이 바람직하다. 상기 경도값이 200Hv 미만인 경우에는 베이나이트 및 잔류 오스테나이트와의 높은 상간 경도차에 의해 구멍확장성이 열위해질 수 있다. 상기 페라이트의 평균 경도값을 확보하기 위해서는 페라이트 내 저경각 입계 분율, 전위밀도, 석출물 확보가 중요하고, 이를 위해서는 강판 제조 시, 강판 성분 설계뿐만 아니라 최적화된 공정이 필요하다.
본 발명 열연강판의 미세조직은 상기 잔류 오스테나이트 입계에서 100㎛ 이내에 위치하는 페라이트 내 직경 5㎚ 이상의 석출물의 수가 5Х10 n개/㎟ (1≤n≤3) 인 것이 바람직하다. 상기 석출물 수가 유효범위에 미만일 경우에는 잔류 오스테나이트와 인접한 조직 간의 상간 경도차 저감 효과가 충분하지 않아 구멍확장성 확보가 어려우며, 유효범위를 초과하는 경우에는 과도한 석출에 의해 잔류 오스테나이트 및 베이나이트 분율 저하로 강도 및 연성이 열위해지는 문제가 있다.
상기 석출물의 종류는 특별히 한정하는 것은 아니나, Mo, Ti, Nb, V 을 포함하는 탄화물, 질화물 등이 될 수 있다.
본 발명의 열연강판은 인장강도(TS) 1180MPa 이상에 인장강도와 연신율의 곱(TSХEl)이 20,000MPa% 이상이고, 인장강도와 구멍확장성의 곱(TSХHER)이 30,000MPa% 이상인 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명 열연강판을 제조하는 일예에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명의 열연강판은 전술한 합금조성을 충족하는 강 슬라브를 가열-열간압연-냉각-권취하는 공정을 통해 제조할 수 있다. 이하에서는 상기 각 공정에 대해서 상세히 설명한다.
앞서 설명한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비하고, 이를 1180~1300℃의 온도로 가열하는 것이 바람직하다. 상기 가열 온도가 1180℃ 미만에서는 강 슬라브의 숙열이 부족하여 열간압연 시 온도 확보가 어려워지고, 연주 시 발생된 편석을 확산을 통해 해소하기 어렵고, 한편으로는 연주 시 석출된 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출강화 효과를 보기 어려울 수 있다. 반면, 1300℃를 초과하게 되면, 오스테나이트 결정립의 조대한 성장에 의하여 강도가 저하 및 조직 불균일이 조장되므로, 상기 슬라브 가열온도는 1180~1300℃인 것이 바람직하다.
상기 가열된 강 슬라브를 열간압연한다. 상기 가열된 강 슬라브를 페라이트 상변태 개시온도(Ar3) 이상의 온도역에서 압연을 시작하여, 하기 [관계식 3]을 만족하는 온도범위로 열간 마무리 압연 온도를 관리하는 것이 바람직하다.
[관계식 3]
900≤T*≤960
T* = T+225[C] 0.5+17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41[V]
(단, T는 열간 마무리 압연 온도(FDT)이고, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
상기 압연 후 마무리 온도가 관계식 3의 범위 미만인 경우에는 상대적으로 조대하면서도 연신된 페라이트 분율이 증가하여 목표로 하는 강도 및 성형성을 확보하기 어려우며, 반대로 관계식 3의 범위를 초과할 경우에는 높은 압연 온도로 조대한 조직의 형성에 기인한 강도하락 및 스케일성 표면 결함이 증가하여 또다른 관점에서 성형성이 열위해지는 문제가 있다.
상기 T*는 압연 전 또는 압연 중 발생할 수 있는 이상역에서의 상변태에 의해 조대하게 연신된 페라이트 형성을 억제하기 위한 유효온도 범위이다. C나 Mn 같은 같은 페라이트 변태를 지연시키는 합금원소 첨가시 그 범위가 증가하나, 페라이트 변태를 촉진시키는 Si은 함량 증가시 그 범위를 축소시킨다. 또한, Mo 및 V는 상기 C 및 Mn과 유사하게 상변태시 경화능을 증가시키는 결과를 하나, C와 결합을 통한 탄화물 형성이 용이한 원소로 이러한 탄화물 형성을 통해 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 형성하기 위해 필요한 C를 소진시켜 본 발명에서 제시하는 물성을 확보할 수 없게 한다. 이에 상기 T*이 900 미만일 경우에는 연신된 조대 페라이트 분율이 높아 베이나이트 분율 및 잔류 오스테나이트의 분포 거동의 균일성을 저하시켜 강도 뿐만아니라 성형성을 열위하게 한다. 반면, 960을 초과하는 경우에는 높은 압연온도 확보를 위해 고온의 가열작업이 불가피하여 스케일성 결함이 다발하여 표면 품질이 열위해질 뿐만 아니라, 조대한 조직 형성으로 강도 및 성형성 확보가 어려워질 수 있다.
상기 열간압연 된 강판을 500~600℃의 온도범위까지 20~400℃/s의 냉각속도로 냉각(1차 냉각)한다. 상기 1차 냉각 종료 온도가 500℃ 미만으로 급격히 냉각할 경우, 비등천이 온도역으로 강판이 급격히 냉각될 수 있어 형상 및 재질 균일성이 열위해지는 문제점이 발생할 수 있다. 반면 600℃를 초과할 경우에는 폴리고날 페라이트 분율이 과도하게 증가하여 충분한 강도 및 구멍확장성 확보가 용이하지 않다. 상기 1차 냉각속도가 400℃/s를 초과할 경우에는 설비 운용상 제한이 있으며, 과도한 냉각속도로 인한 페라이트 및 베이나이트 변태 거동의 불균일성으로 형상 및 재질 균일성이 열위해질 수 있다. 반면, 20℃/s 미만의 냉각속도로 냉각할 경우에는 냉각 중에 페라이트와 펄라이트 상변태가 발생하여 원하는 수준의 강도 및 구멍확장성 값을 확보할 수 없다. 한편, 상기 1차 냉각속도는 70~400℃/s인 것이 보다 바람직하다.
한편, 상기 1차 냉각 후, 필요에 따라 저온 페라이트 형성 및 석출효과 증대를 위해서, 12초 이하의 시간 동안 0.05~4.0℃/s의 냉각속도로 극서냉하는 공정을 더 포함할 수 있다. 상기 극서냉을 12초 넘게 하게 되면, 실제 ROT(Run Out Table) 구간에서의 제어가 용이하지 않으며, 조직내 과도한 페라이트 분율 증가로 필요한 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 분율 확보가 어렵게 되어 원하는 물성을 확보하기 어렵다.
상기 1차 냉각 후 350~500℃의 온도범위까지 0.5~70℃/s의 냉각속도로 냉각(2차 냉각)한다. 경우에 따라, 상기 2차 냉각 과정에서 극서냉 공정이 포함될 수 있다. 상기 2차 냉각 종료 온도가 350℃ 미만이면, 마르텐사이트 및 MA상의 분율이 과도하게 증가하게 되고, 500℃를 초과하게 되면 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 상분율을 확보하지 못해 본 발명에서 제시하는 1180MPa 이상의 인장강도에서 연신율과 구멍확장성을 동시에 확보하지 못하게 된다. 한편, 상기 2차 냉각속도가 0.5℃/s 미만이면 과도한 페라이트 형성으로 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 충분히 확보하지 못하여 강도 확보가 용이하지 않으며 상간 경도차에 의한 구멍확장성이 열위해질 수 있다. 반면, 냉각속도가 70℃/s를 초과하게 되면 베이나이트 분율이 증가하고 페라이트 및 잔류 오스테나이트 분율이 하락하여 연신율 확보가 어렵게 된다. 한편, 상기 2차 냉각 속도는 0.5~50℃/s로 행하는 것이 보다 바람직하다.
상기 2차 냉각이 완료된 열연강판을 그 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취된 열연강판에 대해 상온~200℃의 온도범위로 자연 냉각한 후 정정을 통한 형상 교정 및 산세, 또는 산세와 유사한 공정으로 표층부 스케일을 제거할 수 있다. 상기 강판 온도가 200℃를 초과하게 되면, 정정시 형상 교정은 용이하나 산세 중 과산세로 인하여 표층부 조도가 나빠지는 문제가 있다.
또한, 필요에 따라 도금층을 형성할 수 있다. 상기 도금의 종류와 방법은 특별히 국한되지 않는다. 다만, 도금을 위한 가열과 같은 강판의 열처리시 베이나이트, 잔류 오스테나이트 등의 저온변태상의 풀림현상을 억제하기 위해서, 600℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해서 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 강 슬라브를 제조한 후, 1250℃로 가열하고, 압연 후 마무리 온도를 [관계식 3]이 만족하는 범위에서 2.5~3.5mmt로 열간압연한 후, 표 2에 개시된 냉각 조건으로 냉각하여 열연강판을 제조하였다. 이때 2차 냉각시 냉각속도는 0.5~70℃/s 내에서 제어되어, 표 2에 제시된 2차 냉각종료 온도까지 냉각 후 권취를 실시하였다. 이후 상온까지 대기중에서 자연 냉각 후 정정을 통한 형상 교정 및 산세 공정을 거쳐 표층부 스케일을 제거하였다.
상기에 따라 제조된 열연강판에 대해서, 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)을 이용하여 미세조직을 관찰하였고, 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 면적분율을 산출하여 그 결과를 표 3에 나타내었다. 특히, MA 상의 면적분율은 LePera 에칭법으로 에칭한 후 광학 현미경 및 SEM을 동시에 이용하여 측정하였다.
특히, 잔류 오스테나이트(RA) 및 잔류 오스테나이트 근접조직의 탄소함량 및 석출물 분포는 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope, TEM)을 이용하여 특정하였으며, 석출물의 개수는 발명예 및 비교예 모두 500㎚ 2 면적, 10개 지역에 대해서, 직경 5㎚이상인 석출물의 평균값을 산출한 것이다.
한편, 제조된 열연강판의 압연방향에 대해서, 90° 및 0° 방향을 기준으로 JIS 5호 규격 시편을 준비하여 10mm/min의 변형속도로 상온에서 인장시험을 실시하여, 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였다. 이들은 각각 0.2% off-set 항복강도, 인장강도 및 파괴 연신율을 의미한다. 상기 항복강도와 인장강도는 압연방향에 대해서 90° 시편을 평가한 실적이고, 연신율은 압연방향에 대하여 0° 시편을 평가한 실적이다. 상기 인장강도 및 연신율을 하기 표 3에 나타내었다.
구멍확장성(HER)은 가로 세로 약 120mm 크기의 정사각형 시편을 준비하고, 펀칭작업을 통하여 시편의 중앙에 직경 10mm 의 구멍을 타발한 후에 버(burr)를 위로 하고 콘을 밀어올려 원주 부분에 크랙이 발생하기 직전까지 구멍의 직경을 최소 구멍직경(10mm) 대비 백분율로 계산하여 표 3에 나타내었다.
구분 조성 (wt.%) 관계식1 관계식2
C Si Mn P S Al Cr Mo Ti Nb B V N
발명예 1 0.14 2.4 1.4 0.01 0.003 0.04 1.1 0.11 0.03 0.021 0.003 0.12 0.003 20.6 2.0
발명예 2 0.12 2.4 1.1 0.01 0.003 0.04 1.4 0.05 0.03 0.015 0.004 0.12 0.004 31.2 1.8
발명예 3 0.11 2.4 0.9 0.01 0.003 0.04 1.4 0.05 0.04 0.015 0.002 0.12 0.003 45.5 2.0
발명예 4 0.13 2.1 1.3 0.01 0.003 0.04 1.1 0.15 0.03 0.015 0.003 0.11 0.004 32.0 2.3
발명예 5 0.14 2.2 1.1 0.01 0.003 0.04 1.4 0.07 0.05 0.021 0.003 0.14 0.003 28.9 2.0
발명예 6 0.14 2.4 1.4 0.01 0.003 0.04 0.8 0.14 0.03 0.021 0.002 0.12 0.003 31.4 2.2
발명예 7 0.11 2.1 1.2 0.01 0.003 0.04 1.1 0.003 0.03 0.015 0.003 0.13 0.003 45.0 1.6
발명예 8 0.14 2.9 0.9 0.01 0.003 0.04 1.4 0.003 0.04 0.015 0.003 0.19 0.003 31.6 1.8
발명예 9 0.12 2.3 1.1 0.01 0.003 0.04 1.6 0.07 0.04 0.015 0.002 0.11 0.004 25.9 2.0
비교예 1 0.24 2.1 0.9 0.01 0.003 0.04 1.1 0.15 0.03 0.015 0.003 0.09 0.004 1.5 1.2
비교예 2 0.08 2.2 1.1 0.01 0.003 0.04 1.1 0.15 0.03 0.015 0.001 0.11 0.003 61.3 3.8
비교예 3 0.13 3.4 1.4 0.01 0.003 0.04 1.1 0.15 0.04 0.015 0.003 0.14 0.003 16.4 2.7
비교예 4 0.13 1.8 0.9 0.01 0.003 0.04 1.1 0.05 0.04 0.015 0.002 0.12 0.004 54.1 1.7
비교예 5 0.13 2.2 1.7 0.01 0.003 0.04 1.1 0.07 0.04 0.015 0.003 0.11 0.004 13.2 1.8
비교예 6 0.13 2.9 0.6 0.01 0.003 0.04 1.1 0.07 0.04 0.015 0.003 0.09 0.003 53.6 1.7
비교예 7 0.13 2.1 1.1 0.01 0.003 0.04 1.8 0.15 0.04 0.015 0.002 0.14 0.004 19.7 2.7
비교예 8 0.13 2.4 1.1 0.01 0.003 0.04 0.5 0.15 0.03 0.015 0.002 0.09 0.004 57.3 2.2
비교예 9 0.14 2.2 1.1 0.01 0.003 0.04 1.1 0 0.01 0.005 0.002 0.09 0.003 30.0 0.8
비교예 10 0.14 2.1 1.1 0.01 0.003 0.04 1.1 0.22 0.11 0.035 0.003 0.31 0.003 61.1 4.8
비교예 11 0.13 2.4 1.1 0.01 0.003 0.04 1.4 0.07 0.03 0.015 0.003 0.11 0.003 26.4 1.7
비교예 12 0.14 2.1 1.1 0.01 0.003 0.04 1.1 0.07 0.03 0.015 0.003 0.12 0.003 36.6 1.7
비교예 13 0.14 2.1 1.1 0.01 0.003 0.04 1.1 0.07 0.03 0.015 0.003 0.12 0.004 36.6 1.7
비교예 14 0.14 2.1 1.1 0.01 0.003 0.04 1.1 0.07 0.03 0.015 0.003 0.12 0.004 36.6 1.7
비교예 15 0.14 2.1 1.1 0.01 0.003 0.04 1.1 0.07 0.03 0.015 0.003 0.12 0.003 36.6 1.7
(상기 관계식 1은 Hγ = 194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V]) 이고, 관계식 2는 a p = ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C] -1 임)
구분 FDT(T)(℃) 관계식 3 1차 냉각 극서냉대 2차 냉각
종료온도 냉각속도 중간온도 시간 종료온도
T* (℃) (℃/s) (℃) (초) (℃)
발명예 1 931 950 591 85 - - 453
발명예 2 941 950 562 95 - - 409
발명예 3 948 950 561 97 555 6 481
발명예 4 922 946 563 90 559 8 452
발명예 5 929 950 582 87 577 8 466
발명예 6 935 954 568 92 562 8 479
발명예 7 931 949 564 92 557 6 443
발명예 8 939 932 554 96 550 5 441
발명예 9 940 953 533 102 525 5 446
비교예 1 902 949 559 86 553 8 449
비교예 2 935 935 531 101 526 8 458
비교예 3 933 914 551 96 545 8 428
비교예 4 924 953 584 85 576 8 466
비교예 5 912 941 550 91 541 8 439
비교예 6 936 924 573 91 567 6 455
비교예 7 918 938 562 89 555 6 449
비교예 8 927 939 578 87 571 6 463
비교예 9 923 947 585 85 570 8 465
비교예 10 931 945 562 92 565 8 477
비교예 11 880 892 568 78 563 6 418
비교예 12 924 949 670 64 635 6 425
비교예 13 924 949 562 91 556 15 441
비교예 14 928 953 610 80 558 0 311
비교예 15 921 946 616 76 599 8 550
상기 관계식 3은 T* = T+225[C] 0.5+17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41[V]으로 계산되고, 상기 중간온도는 1차 냉각 종료 온도와 2차 냉각 개시 온도의 중간지점을 의미한다.
구분 미세조직 압연판재 물성
F B M+MA RA ∑N PPT TS El HER TS×El TS×HER
(MPa) (%) (%) (MPa%) (MPa%)
발명예 1 5 77 8 10 231 1240 17 29 21080 35960
발명예 2 6 76 9 9 192 1221 17 27 20757 32967
발명예 3 9 73 7 11 217 1217 18 29 21906 35293
발명예 4 6 77 6 11 312 1249 17 26 21233 32474
발명예 5 7 76 7 10 292 1283 16 25 20528 32075
발명예 6 6 79 6 9 258 1255 16 24 20080 30120
발명예 7 9 77 5 9 353 1211 18 28 21798 33908
발명예 8 7 77 6 10 501 1253 17 24 21301 30072
발명예 9 9 75 7 9 275 1209 18 26 21762 31434
비교예 1 5 63 15 17 184 1297 16 19 20752 24643
비교예 2 25 70 4 1 246 1098 20 21 21960 23058
비교예 3 14 72 5 9 481 1021 24 18 24504 18378
비교예 4 23 68 5 4 295 1150 19 17 21850 19550
비교예 5 5 71 11 13 282 1310 16 19 20960 24890
비교예 6 17 76 4 3 326 1137 20 20 22740 22740
비교예 7 6 78 6 10 264 1267 17 22 21539 27874
비교예 8 14 69 8 9 309 1176 21 21 24696 24696
비교예 9 5 79 6 10 125 1242 16 23 19872 28566
비교예 10 7 85 5 3 6735 1375 11 22 15125 30250
비교예 11 25 65 5 5 201 1009 22 24 22198 24216
비교예 12 35 56 4 5 5839 869 19 19 16511 16511
비교예 13 43 49 4 4 5763 821 18 19 14778 15599
비교예 14 1 85 12 2 17 1279 16 21 20464 26859
비교예 15 36 60 1 3 5714 1085 14 24 15190 26040
(상기 표 3에서 F: 페라이트, B: 베이나이트, M: 마르텐사이트, MA: 도상 마르텐사이트, RA: 잔류 오스테나이트 임, ∑N PPT: 오스테나이트 입계에서 100㎛이내에 포함된 석출물의 단위면적 1㎟당 개수임)
상기 표 3에선 나타난 바와 같이, 본 발명의 조성 및 제조조건을 충족하는 경우에는 1180MPa 이상의 높은 강도를 갖는 동시에, TSХEl이 20,000MPa%이상이고, TSХHER이 30,000MPa%으로 우수한 성형성을 확보할 수 있다.
도 1은 상기 발명예와 비교예의 TSХEl과 TSХHER의 분포를 나타낸 그래프이다. 도 1에 의하면, 본 발명에서 제시하는 조건을 충족하는 발명예의 경우에는 모두, 우수한 물성을 확보하는 것을 확인할 수 있다.
도 2의 (a) 및 (b)는 SEM을 이용하여, 각각 발명예 7과 비교예 2의 미세조직을 관찰한 것으로서, 상기 발명예 7에서는 베이나이트(B) 주상에 페라이트(F) 및 잔류 오스테나이트(RA)를 일부 포함하고 있는 반면에, 비교예 2에서는 과도한 페라이트(F)가 형성되어 있는 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 비교예 2에서는 본 발명에서 제시하는 강도가 확보되지 않음을 확인할 수 있다.
도 3의 (a), (b) 및 (c)는 각각 비교예 14, 발명예 7 및 비교예 15의 잔류 오스테나이트와 근접 조직 내 석출형성 거동을 모식적으로 나타낸 것이다. 도 3의 (a)의 경우에는 과도한 베이나이트 형성으로, 잔류 오스테나이트 근접조직에서의 석출물이 거의 형성되지 않음을 알 수 있다. 이에 비해 (c)에서는 2차 냉각이 충분하지 않아, 잔류 오스테나이트 근접 조직 내에 과도한 석출물이 형성되어, 잔류 오스테나이트의 안정성 확보를 위한 탄소 함량이 충분하지 않아 연신율이 충분히 확보되지 않았다.
상기 표 3에서 나타나 바와 같이, 비교예 1 내지 10은 강판의 조성과, 관계식 1 또는 2가 본 발명의 적정범위에 해당되지 않은 경우로서, 본 발명에서 제시하는 물성을 확보하지 못하고 있다.
특히, 비교예 9 및 10은 Mo, Ti, Nb, V의 함량이 본 발명이 제시하는 범위를 벗어나고 있어서, 잔류 오스테나이트 근접조직 내의 석출물을 개수가 본 발명에서 제시하는 유효범위를 벗어나게 되어 우수한 물성을 확보하지 못하고 있다.
비교예 11 내지 15는 각 성분은 본 발명의 유효범위를 충족하나, 열간 압연 후 마무리 온도, 냉각 조건이 본 발명에서 제시하는 유효범위를 벗어난 경우이다. 이들의 경우에, 본 발명에서 제시하는 TSХEl과 TSХHER를 확보하지 못하고 있음을 알 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 2.0~3.0%, Mn: 0.8~1.5%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.7~1.7%, Mo: 0.0001~0.2%, Ti: 0.02~0.1%, Nb: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, V: 0.1~0.3%, N: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족하며,
    인장강도(TS)가 1180MPa 이상, 인장강도와 연신율이 곱(TS×El)이 20,000MPa% 이상, 인장강도와 구멍확장성의 곱(TS×HER)이 30,000MPa% 이상인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
    [관계식 1]
    20≤Hγ≤50
    Hγ = 194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
    (단, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
    [관계식 2]
    0.7≤a p≤3.5
    a p = ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C] -1
    (단, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판의 미세조직은 베이나이트 기지조직에, 면적분율로, 5~15%의 페라이트, 5~20%의 잔류 오스테나이트, 10% 이하의 불가피한 조직을 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 페라이트는 평균 경도값이 200Hv 이상인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  4. 청구항 2에 있어서,
    상기 불가피한 조직은 마르텐사이트, 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite Constituent, MA) 및 오스테나이트 중 하나 이상인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 미세조직 중 잔류 오스테나이트 입계에서 100㎛ 이내에 위치하는 페라이트 내 직경 5㎚ 이상의 석출물의 수가 5×10 n개/㎟ (1≤n≤3) 인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 석출물은 Mo, Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 포함하는 탄화물 또는 질화물인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  7. 중량%로, C: 0.1~0.15%, Si: 2.0~3.0%, Mn: 0.8~1.5%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.01%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.7~1.7%, Mo: 0.0001~0.2%, Ti: 0.02~0.1%, Nb: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, V: 0.1~0.3%, N: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족하는 강 슬라브를 1180~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 이상에서 열간 압연을 시작해서, 하기 [관계식 3]을 만족하는 조건에서 마무리 열간 압연하는 단계;
    상기 열간 압연 후 500~600℃의 온도범위까지 20~400℃/s의 냉각속도로 냉각(1차 냉각)하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 350~500℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하는 단계; 및
    상기 350~500℃의 온도에서 권취하는 단계
    를 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    20≤Hγ≤50
    Hγ = 194.5-(428[C]+11[Si]+45[Mn]+35[Cr]-10[Mo]-107[Ti]-56[Nb]-70[V])
    (단, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
    [관계식 2]
    0.7≤a p≤3.5
    a p = ([Mo]+[Ti]+[Nb]+[V])×[C] -1
    (단, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
    [관계식 3]
    900≤T*≤960
    T* = T+225[C] 0.5+17[Mn]-34[Si]-20[Mo]-41{V]
    (단, T는 열간 마무리 압연온도(FDT)이고, [원소기호]는 각 원소의 함량(중량%)를 의미함)
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 2차 냉각 속도는 0.5~70℃/s로 행하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 1차 냉각 후, 12초 이하의 시간동안 0.05~4.0℃/s의 냉각속도로 극서냉하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 권취 후 상온~200℃의 온도범위로 자연 냉각한 후, 정정, 교정 및 산세하는 공정을 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  11. 청구항 7에 있어서,
    상기 열연강판에 대해 600℃ 이하의 온도로 가열하고 도금을 행하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
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